袁海森，李宏，王鈺洋

（西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，西安 710072）

隨著科學(xué)技術(shù)的高速發(fā)展，現(xiàn)代工業(yè)對(duì)工程材料提出了更為嚴(yán)苛的要求[1]。先進(jìn)陶瓷由于具有高強(qiáng)度、高硬度、優(yōu)異的耐磨性及耐腐蝕性等特點(diǎn)，已成為工程結(jié)構(gòu)領(lǐng)域不可或缺的一部分。由于脆性大、加工性能差，單一的陶瓷材料不足以滿足工程領(lǐng)域的要求，應(yīng)用時(shí)往往需要和塑韌性較好的金屬材料冶金連接在一起，使二者優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)，充分發(fā)揮陶瓷的優(yōu)異性能，如藍(lán)寶石整流罩和金屬彈體的連接[2—3]、YAG 透明窗口和鈦合金的連接[4]等，因此，陶瓷與金屬的可靠冶金連接具有廣泛的需求，是工程材料連接領(lǐng)域的重點(diǎn)、熱點(diǎn)問題，同時(shí)也是難點(diǎn)問題。

文中基于陶瓷與金屬連接領(lǐng)域的國內(nèi)外研究進(jìn)展，對(duì)陶瓷與金屬的冶金連接特性、連接方法進(jìn)行闡述，并對(duì)未來的發(fā)展趨勢(shì)作出展望。

1 陶瓷與金屬冶金連接特性

陶瓷和金屬材料的物理性質(zhì)、化學(xué)鍵型差別很大。表1 列出了幾種典型的陶瓷和金屬的性質(zhì)，由表1 可以看出，二者在化學(xué)鍵型方面相差極大，陶瓷材料內(nèi)部主要為離子鍵和共價(jià)鍵，而金屬材料主要由金屬鍵構(gòu)成，實(shí)現(xiàn)二者的冶金連接就涉及鍵型的轉(zhuǎn)換和匹配[5]，因此焊接接頭容易出現(xiàn)不熔合的現(xiàn)象，如釬焊過程中液態(tài)金屬釬料對(duì)陶瓷母材的不潤濕和熔化焊接頭出現(xiàn)的焊不合等現(xiàn)象。

由表1 可知，陶瓷的線膨脹系數(shù)在3×10?6～8×10?6m/℃，金屬的線膨脹系數(shù)在基本在8×10?6m/℃以上，二者相差很大，從而會(huì)引起陶瓷與金屬在焊后冷卻過程中的變形量不一致，而接頭作為一個(gè)整體，限制了兩種材料的自然熱變形，因此導(dǎo)致接頭處產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力。彈性模量較小、塑韌性較好的金屬很容易通過變形來釋放殘余應(yīng)力，彈性模量較大的陶瓷難以釋放殘余應(yīng)力，因此容易在陶瓷側(cè)接頭產(chǎn)生裂紋，甚至引發(fā)斷裂。

表1 典型陶瓷和金屬的性質(zhì)Tab.1 Properties of typical metals and ceramics

2 陶瓷與金屬冶金連接方法

根據(jù)對(duì)陶瓷與金屬連接特性的分析可以看出，陶瓷與金屬冶金連接要克服的關(guān)鍵主要為母材化學(xué)鍵型差異引起的接頭不熔合、不潤濕和熱膨脹系數(shù)差異引起的殘余應(yīng)力大、強(qiáng)度低的問題。對(duì)于前者，目前常用的解決手段是陶瓷表面的金屬化或促進(jìn)陶瓷母材參加界面反應(yīng)；對(duì)于后者，常用的解決手段為在接頭中加入緩沖中間層或增強(qiáng)相。在實(shí)際應(yīng)用中，為了充分發(fā)揮陶瓷的高溫性能，陶瓷/金屬接頭的高溫力學(xué)性能也亟需提高。目前，陶瓷與金屬的常用冶金連接方法主要為釬焊、擴(kuò)散焊、自蔓延高溫合成焊接和熔化焊等。

2.1 釬焊

釬焊是連接陶瓷與金屬的重要方法，其基本原理為：釬料合金熔點(diǎn)低于被連接母材，釬焊時(shí)釬料合金熔化而母材保持固態(tài)，液態(tài)釬料潤濕陶瓷表面并鋪滿整個(gè)焊縫，冷卻凝固后即實(shí)現(xiàn)連接。為了解決液態(tài)金屬釬料難以潤濕陶瓷母材的問題，研究者相繼開發(fā)了陶瓷金屬化法與添加活性元素法（即活性釬焊）。

陶瓷金屬化法也稱兩步法或間接釬焊法，常見的主要有Mo-Mn 法、離子注入法、氣相沉積法和化學(xué)鍍層等[7]。間接釬焊分兩步進(jìn)行，首先對(duì)陶瓷表面進(jìn)行金屬化處理，然后采用常規(guī)釬焊方法進(jìn)行連接[8]。該方法的關(guān)鍵是把金屬釬料對(duì)陶瓷表面的潤濕轉(zhuǎn)化成釬料對(duì)金屬鍍層的潤濕，從而大大提高了潤濕性，但采用這種方法改善潤濕性操作復(fù)雜、周期較長。

活性釬焊法也稱一步法或直接釬焊法[9]，可一步完成，在陶瓷與金屬異種材料連接方面具有顯著優(yōu)勢(shì)?；驹硎氢F焊時(shí)液態(tài)釬料中的活性元素如Ti，Zr，V，Hf 等與陶瓷發(fā)生反應(yīng)，從而改善釬料在陶瓷上的潤濕性，圖1 為液態(tài)AgCu 和AgCu-4.5Ti（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）在Ti3SiC2陶瓷表面的潤濕情況示意圖[10]。由圖1 可以看出，Ti 元素的存在顯著降低了潤濕角?；钚遭F焊時(shí)，活性元素與陶瓷表面發(fā)生反應(yīng)，生成由二者構(gòu)成的化合物反應(yīng)層，該層一般具有類似金屬的結(jié)構(gòu)與性質(zhì)，從而實(shí)現(xiàn)陶瓷與金屬的冶金連接[11]。由于活性元素具有很強(qiáng)的化學(xué)活潑性，為避免其與氧氣發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，因此活性釬焊必須在真空或者惰性氣氛中進(jìn)行。Ti 是最常用的活性元素，以Ti 為核心已發(fā)展了Ag 基、Cu 基、Ni 基、Sn 基、Au 基等活性釬料體系。Ti 是連接Al2O3，Si3N4，SiC 陶瓷的重要元素，釬焊時(shí)液態(tài)釬料中的Ti 在釬焊溫度下遷移到陶瓷表面，形成相對(duì)簡單的化合物反應(yīng)層實(shí)現(xiàn)連接，如TiC[10]和TiN[12]。其他活性元素如Hf，V，Zr 都與陶瓷具有一定程度的化學(xué)相互作用，Hf 和Zr 分別能形成與TiO類似的HfO 和ZrO 化合物，而V 元素則能與陶瓷中的N 元素形成VN 反應(yīng)物。Xiong 等[13]研究了Ni-V，Co-V，Ni-Cr-V 等體系活性釬料在Si3N4陶瓷上的潤濕性能，結(jié)果表明在釬料/陶瓷界面形成的V6Si5，VN等化合物促進(jìn)了潤濕過程。

陶瓷與金屬釬焊的另一個(gè)問題是焊后殘余應(yīng)力大、接頭強(qiáng)度低。目前常用的緩解殘余應(yīng)力的方法有中間層法和復(fù)合釬料法（引入增強(qiáng)相）。

圖1 液態(tài)釬料在Ti3SiC2 陶瓷表面的潤濕角[10]Fig.1 Wetting angle of liquid filler on Ti3SiC2 ceramic surface

圖2 陶瓷/金屬中間層法釬焊結(jié)構(gòu)Fig.2 Ceramic/metal interlayer method brazing structure

中間層法是通過在陶瓷與金屬母材之間加入熱膨脹系數(shù)和彈性模量介于二者之間的緩沖層，以達(dá)到緩解殘余應(yīng)力的目的，其一般接頭結(jié)構(gòu)如圖2 所示。常用的中間層可分為3 類：軟性中間層、硬性中間層和軟/硬復(fù)合中間層[14]。軟性中間層法通過軟金屬材料的塑性變形或蠕變來緩解殘余應(yīng)力，如Cu，Ni，Al 等；硬性中間層法通過采用熱膨脹系數(shù)低（接近陶瓷）的金屬如W，Mo 等來達(dá)到緩解殘余應(yīng)力的目的；而軟/硬復(fù)合中間層一般由軟金屬層、硬金屬層和釬料層組成，通過其梯度變化的彈性模量和熱膨脹系數(shù)以更好地緩解殘余應(yīng)力。Ong 等[15]進(jìn)行了AgCuTi 釬料釬焊Si3N4陶瓷與金屬Ti 的試驗(yàn)，并采用Nb 作為中間層，研究了釬焊接頭金屬間化合物的演化過程與接頭斷裂行為，研究發(fā)現(xiàn)Nb 中間層可以有效阻擋金屬母材中Ti 的擴(kuò)散遷徙，同時(shí)緩解了陶瓷與金屬間的熱膨脹系數(shù)不匹配問題。Wang 等[16]使用多孔泡沫Cu 作中間層釬焊ZTA 陶瓷與TC4 合金，在釬焊溫度為850 ℃、保溫時(shí)間為10 min 的條件下，接頭剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值84.5 MPa，比不加中間層提高了95%，他們分析了泡沫狀Cu 的強(qiáng)化機(jī)制，一方面Cu 中間層的存在減輕了陶瓷與金屬間的熱膨脹系數(shù)不匹配問題，另一方面Cu 在焊縫中保持三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)不但可以吸收能量，同時(shí)釬焊時(shí)液態(tài)釬料滲入Cu 構(gòu)架中形成交織結(jié)構(gòu)，增強(qiáng)了界面間的結(jié)合強(qiáng)度。

復(fù)合釬料法通過向釬料中直接添加或在釬焊過程中原位生成增強(qiáng)相，從而達(dá)到緩解殘余應(yīng)力、提高接頭強(qiáng)度的目的。常用的增強(qiáng)相有C 纖維[17—18]、陶瓷顆粒[19]、金屬顆粒[20—21]、TiB 晶須[22—24]等。Lin等[18]在AgCuTi 釬料中直接添加短C 纖維釬焊SiC 和鈦合金，剪切試驗(yàn)結(jié)果表明，在最佳的工藝條件下，添加C 纖維的接頭強(qiáng)度比不添加時(shí)提高了30%。Song等[25]向AgCuTi 釬料中添加Si3N4顆粒釬焊Si3N4陶瓷和TiAl 合金，在釬焊過程中，活性元素Ti 與Si3N4顆粒添加相反應(yīng)原位生成了Ti5Si3和TiN 顆粒增強(qiáng)相，他們研究了焊縫熱膨脹系數(shù)、彈性模量以及接頭剪切強(qiáng)度隨Si3N4顆粒添加量的變化，其結(jié)果如圖3所示，由圖3 可以看出，隨著Si3N4顆粒含量的增加，焊縫熱膨脹系數(shù)逐漸減小、彈性模量逐漸增大、接頭強(qiáng)度先增后減。這是由于隨著Si3N4顆粒含量的增加，焊縫中Ti5Si3和TiN 顆粒增強(qiáng)相越來越多，焊縫熱膨脹系數(shù)和彈性模量逐漸接近增強(qiáng)相本身的數(shù)值，呈現(xiàn)出圖3b 所示的變化趨勢(shì)，而只有當(dāng)焊縫熱膨脹系數(shù)和彈性模量的數(shù)值介于母材之間時(shí)才具有較好的緩解殘余應(yīng)力的作用，因此接頭剪切強(qiáng)度先增后減。

圖3 剪切強(qiáng)度、焊縫熱膨脹系數(shù)及彈性模量隨Si3N4 顆粒含量的變化[25]Fig.3 Changes of shear strength,thermal expansion coefficient and elastic modulus of brazing seam with Si3N4 particle content

2.2 擴(kuò)散焊

擴(kuò)散焊是指在一定的溫度和壓力下，陶瓷與金屬母材相互靠近和接觸，通過使局部產(chǎn)生塑性變形或產(chǎn)生液相從而擴(kuò)大接觸面積，經(jīng)過長時(shí)間的原子擴(kuò)散和界面化學(xué)反應(yīng)達(dá)到冶金連接的技術(shù)[26]。根據(jù)焊接過程中是否產(chǎn)生液相區(qū)，擴(kuò)散焊可分為固相擴(kuò)散焊和瞬間液相擴(kuò)散焊[27]。國內(nèi)外對(duì)陶瓷與金屬的擴(kuò)散焊過程進(jìn)行了大量研究，并把其分為3 個(gè)階段：第1 階段是母材的物理接觸，被連接母材在溫度和壓力的作用下發(fā)生塑性變形并緊密接觸或產(chǎn)生液相區(qū)；第2 階段為接頭界面原子的相互擴(kuò)散和界面反應(yīng)，形成一定厚度的結(jié)合層；第3 階段為隨著時(shí)間的延長，界面反應(yīng)充分進(jìn)行，結(jié)合層進(jìn)一步發(fā)展成可靠的接頭。

固相擴(kuò)散焊在焊接過程中母材始終保持固相并在壓力的作用下緊密接觸[28]，其優(yōu)點(diǎn)是對(duì)母材的種類幾乎沒有限制且連接強(qiáng)度較高，缺點(diǎn)是連接溫度高、時(shí)間長，連接材料尺寸小。固相擴(kuò)散焊根據(jù)是否添加中間層可分為直接固相擴(kuò)散焊和間接固相擴(kuò)散焊。直接固相擴(kuò)散焊是指陶瓷與金屬母材之間沒有任何中間層材料，在壓力的作用下二者直接接觸并實(shí)現(xiàn)連接的方法。Wang 等[29]采用直接固相擴(kuò)散焊實(shí)現(xiàn)了TiAl合金和Ti3SiC2陶瓷的連接，并研究了在不同焊接溫度下，焊接時(shí)間對(duì)接頭剪切強(qiáng)度的影響，其結(jié)果如圖4 所示，由圖4 可以看出在焊接溫度為900 ℃、焊接時(shí)間為9 h 的條件下，TiAl 合金和Ti3SiC2陶瓷擴(kuò)散焊接接頭剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值。

圖4 焊接時(shí)間對(duì)TiAl/Ti3SiC2 擴(kuò)散焊接頭剪切強(qiáng)度的影響[29]Fig.4 Effect of bonding time on the shear strength of TiAl/Ti3SiC2 diffusion bonded joints

由于陶瓷材料與金屬材料彈性模量和熱膨脹系數(shù)的巨大差異，通常需要在母材之間添加合適的中間層材料緩解二者之間的不匹配問題[30—31]，即間接固相擴(kuò)散焊。為了緩解殘余應(yīng)力，提高結(jié)合強(qiáng)度，Liu等[31]采用Zr/Ni 中間層對(duì)TiAl 合金和Ti3AlC2陶瓷進(jìn)行了擴(kuò)散焊，對(duì)其接頭組織進(jìn)行了研究。圖5 為中間層厚度為53 μm，施加壓力為20 MPa，并在850 ℃的條件下焊接60 min 時(shí)接頭的微觀形貌。由圖5 可以看出，母材與中間層金屬得到了良好的結(jié)合，界面處不存在任何微孔洞和裂紋，整個(gè)接頭分布著A—I相，根據(jù) EDS 和相圖分析可知，A—I 依次為：γ-TiAl+τ3-Al3NiTi2，τ3-Al3NiTi2，τ4-AlNi2Ti，τ4-AlNi2Ti+Ni10Zr7，Ni7Zr2，Ni5Zr，Ni，Ni3(Al,Ti)，Ni3(Al,Ti)+Ti3AlC2。研究溫度對(duì)接頭強(qiáng)度的影響發(fā)現(xiàn)，該溫度條件下得到了最大剪切強(qiáng)度103.6 MPa。

圖5 Ti3AlC2/Ni/Zr/TiAl 擴(kuò)散焊接頭微觀形貌[31]Fig.5 Microstructure of Ti3AlC2/Ni/Zr/TiAl diffusion bonded joint

Duvall 等[32]于1974 年首次提出了瞬間液相擴(kuò)散焊的概念，該方法結(jié)合了釬焊和固相擴(kuò)散焊的優(yōu)勢(shì)，可以在低于材料使用溫度的條件下實(shí)現(xiàn)異種材料的連接，因此，該技術(shù)近年來在陶瓷/金屬連接方面得到了充分的關(guān)注與重視。瞬間液相擴(kuò)散焊的基本過程為：將熔點(diǎn)低于母材的中間層金屬放置兩側(cè)母材之間，在加熱過程中中間層金屬逐漸熔化而母材保持固態(tài)，焊接溫度下連接界面上形成一定體積的液相對(duì)母材形成潤濕，并促進(jìn)母材與中間層元素的相互擴(kuò)散和界面反應(yīng)，隨著母材高熔點(diǎn)元素逐漸進(jìn)入液相，中間液相區(qū)的熔點(diǎn)升高并發(fā)生等溫凝固和成分均勻化，從而獲得與母材化學(xué)成分和組織均勻一致的接頭[26]。常用的中間層可分為單層中間層（如Pb[33]）、雙層中間層（如Al/Ni[34]）和多層中間層（如Ti/Cu/Ni/Cu/Ti[35—37]，Ti/Au/Ni/Ti[38]）。Lan 等[38]在焊接溫度為1000 ℃、焊接時(shí)間為60 min 的條件下采用Ti/Au/Ni/Ti 中間層對(duì)Si3N4陶瓷和DZ483 高溫合金進(jìn)行了瞬間液相擴(kuò)散焊，兩側(cè)母材界面均形成了連續(xù)的反應(yīng)層。圖6 為Si3N4陶瓷和Ni 之間反應(yīng)區(qū)的TEM 明場(chǎng)像和選區(qū)衍射照片，由圖6 可以看出，靠近陶瓷的連續(xù)反應(yīng)層為TiN，此外反應(yīng)區(qū)還存在富Au 相和富Ni 相。為了提高接頭強(qiáng)度，Long 等[34]添加Al/Ni 中間層對(duì)Cu 和Al2O3陶瓷進(jìn)行瞬間液相擴(kuò)散焊，接頭強(qiáng)度從不使用Al/Ni 中間層的0.13 MPa 增加到了17 MPa，并且隨著連接溫度的升高，接頭強(qiáng)度在750 ℃的條件下達(dá)到了最大值88 MPa。

圖6 Si3N4/Ni 界面TEM 明場(chǎng)像及TiN，Au，Ni 晶體衍射照片[38]Fig.6 TEM bright field image of Si3N4/Ni interface and diffraction image of TiN,Au,Ni crystal

2.3 自蔓延高溫合成焊接

自蔓延高溫合成（Self-propagation high-temperature synthesis，SHS）技術(shù)由蘇聯(lián)科學(xué)家Merzhanov等于1967 年提出[39]，其原理為通過對(duì)材料施加外部能量誘發(fā)內(nèi)部化學(xué)反應(yīng)，反應(yīng)放出的熱量促使其持續(xù)進(jìn)行，從而合成新材料[40—41]。自蔓延高溫合成焊接是自蔓延高溫合成技術(shù)與傳統(tǒng)連接技術(shù)結(jié)合發(fā)展而來的新型焊接方法，它利用反應(yīng)放出的熱量作為高溫?zé)嵩矗宰月臃磻?yīng)產(chǎn)物為焊料，實(shí)現(xiàn)母材的連接[42]。根據(jù)被焊母材的來源，自蔓延高溫合成焊接可分為一次焊接和二次焊接：前者是指焊接的母材或部件是通過反應(yīng)本身原位合成的焊接工藝，后者是指通過焊料的自蔓延反應(yīng)將現(xiàn)存的母材焊接在一起。

SHS 焊接具有一系列的優(yōu)點(diǎn)[43—46]：①反應(yīng)時(shí)間短，連接效率高；② 接頭產(chǎn)物純度高，反應(yīng)放出的熱量會(huì)使一些雜質(zhì)瞬間氣化；③可通過配置梯度反應(yīng)原料形成梯度變化的接頭，以解決陶瓷/金屬接頭殘余應(yīng)力問題；④ 焊接過程局部的快速放熱使母材的熱影響區(qū)變小，減少對(duì)母材性能的損害。孫德超等[47]在SiC 陶瓷與GH4169 之間加入了多層不同粉末比例的Ti，Ni，C 粉，進(jìn)行二者的SHS 焊接，并利用電子探針技術(shù)對(duì)過渡層進(jìn)行成分分析，獲得了接頭元素原子質(zhì)量分?jǐn)?shù)沿垂直于母材連接面方向的分布，結(jié)果表明接頭兩側(cè)形成了一側(cè)為TiC，另一側(cè)為Ni，且成分呈梯度變化的過渡層。

2.4 熔化焊

熔化焊是利用高溫?zé)嵩催M(jìn)行加熱，在陶瓷不熔化的條件下使金屬熔化，凝固后形成連接，根據(jù)熱源種類不同，可分為電弧焊、電子束焊、激光焊和等離子弧焊[48—49]。熔化焊具有加熱速度快、連接效率高的優(yōu)點(diǎn)，但陶瓷的高熔點(diǎn)及高溫分解特性使陶瓷與金屬很難通過該方法實(shí)現(xiàn)連接，需采用輔助熱源對(duì)母材進(jìn)行預(yù)熱和緩冷以降低熱應(yīng)力。目前陶瓷與金屬的熔化焊主要集中在激光焊和電子束焊[50]，電弧焊也有少量報(bào)道。

激光焊采用脈沖式的高能量密度激光束照射陶瓷/金屬接頭進(jìn)行熔化焊接，特點(diǎn)是加熱和冷卻速度快、熔化區(qū)很窄[51—52]，因此能夠獲得較好的陶瓷/金屬接頭。劉黎明等[53]研究了工藝參數(shù)對(duì)激光焊接SiCw/6061Al 接頭界面反應(yīng)的影響，結(jié)果表明其主要的影響因素為激光功率，輸出功率越小，界面反應(yīng)程度越輕，接頭的力學(xué)性能越好。把高能激光束改為電子束的焊接方法即為電子束焊接，它通常需要在真空中進(jìn)行。由于電子束穿透力強(qiáng)，加熱面積小，因此可以獲得氣密性好、熱影響區(qū)小的焊接件[54]，但該方法工藝復(fù)雜，加速電壓、電子束密度、工作距離、和焊接速度等均會(huì)對(duì)陶瓷與金屬的電子束焊接產(chǎn)生影響，難以實(shí)現(xiàn)較大的面-面連接。

電弧焊是利用電弧產(chǎn)生的高溫作為熱源的焊接方法，目前采用電弧焊連接陶瓷與金屬的研究主要集中在Ti3AlC2陶瓷與金屬的連接上。張華等[55]采用電弧焊實(shí)現(xiàn)了Ti3AlC2陶瓷與Cu 的可靠連接，焊接件抗彎強(qiáng)度超過了Ti3AlC2陶瓷母材的抗彎強(qiáng)度，分析發(fā)現(xiàn)，在Cu 合金側(cè)接頭中彌散分布的TiCx顆粒和Ti3AlC2陶瓷側(cè)形成的TiCx-Cu(Al,Ti,Mg)-TiCx-Cu(Al,Ti,Mg)-…交替層疊的結(jié)構(gòu)是其高強(qiáng)度的主要原因。

2.5 其他連接方法

2.5.1 摩擦焊

摩擦焊是指轉(zhuǎn)動(dòng)力矩和軸向壓力共同作用于待連接件，使陶瓷和金屬發(fā)生相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)并產(chǎn)生一定的熱量，當(dāng)金屬連接表面達(dá)到塑性變形狀態(tài)后停止作用，向連接件頂端以垂直于連接面的方向施加較大的頂鍛力，實(shí)現(xiàn)金屬和陶瓷的連接。其優(yōu)點(diǎn)是生產(chǎn)效率高，可在幾秒內(nèi)實(shí)現(xiàn)連接，缺點(diǎn)是對(duì)工件的形狀要求嚴(yán)格，必須為棒狀或管件，限制了其應(yīng)用范圍。目前，該方法成功實(shí)現(xiàn)了Si3N4陶瓷與Al 合金的連接[56]。

2.5.2 超聲波連接

超聲波連接是在室溫下對(duì)陶瓷與金屬母材施加靜壓力，通過超聲波振動(dòng)使陶瓷與金屬表面相互作用，從而實(shí)現(xiàn)二者的連接[49]。其特點(diǎn)是操作簡單，連接時(shí)間短（低于1 s），對(duì)連接表面的清潔程度要求不高，但連接質(zhì)量對(duì)工藝參數(shù)敏感，必須合理選擇連接參數(shù)。這種方法目前主要應(yīng)用于Al 合金與陶瓷的連接，連接過程通常采用熔點(diǎn)較低的中間層合金。

2.5.3 熱壓反應(yīng)燒結(jié)連接

熱壓反應(yīng)燒結(jié)是利用粉末材料作為焊料，通過熱壓使焊料與母材發(fā)生原子相互擴(kuò)散和界面反應(yīng)，實(shí)現(xiàn)冶金連接。段輝平等[57]選擇Ti-Ni-Al 金屬粉末作為焊料，實(shí)現(xiàn)了SiC 陶瓷與鎳基高溫合金的連接，研究了焊接溫度對(duì)接頭組織和四點(diǎn)彎曲強(qiáng)度的影響，結(jié)果表明控制焊接溫度，使焊料產(chǎn)生一定的液相并發(fā)生界面反應(yīng)，是獲得優(yōu)質(zhì)接頭的必要條件。當(dāng)焊接溫度為600 ℃時(shí)，達(dá)到了最大彎曲強(qiáng)度72 MPa。

3 結(jié)語

為了滿足工業(yè)需求、獲得高性能陶瓷/金屬復(fù)合構(gòu)件，國內(nèi)外學(xué)者已發(fā)展出了多種陶瓷/金屬冶金連接方法，但每種方法都有自身的局限性，有些方法還處在實(shí)驗(yàn)研究階段，只能連接特定的體系。陶瓷與金屬的冶金連接技術(shù)要克服的關(guān)鍵問題主要有3 點(diǎn)：①陶瓷與金屬由于化學(xué)鍵型差異而導(dǎo)致的接頭不熔合、不潤濕的問題；② 二者熱膨脹系數(shù)和彈性模量差異引起的焊后殘余應(yīng)力大、接頭強(qiáng)度低的問題；③陶瓷/金屬接頭耐熱性及高溫強(qiáng)度問題。目前，針對(duì)前兩個(gè)問題，國內(nèi)外開展了大量的研究，取得了可喜的進(jìn)展。對(duì)于第三個(gè)問題，采用高溫釬料或添加高熔點(diǎn)中間層是可能的解決方案，還需更多的研究驗(yàn)證。開發(fā)高強(qiáng)度、耐高溫的連接接頭是未來陶瓷與金屬冶金連接技術(shù)的發(fā)展方向